Podsumowanie

Jako cel niniejszej rozprawy obrano badania austenitycznych stali X8MnSiAlNbTi25-1-3 i X73MnSiAlNbTi25-1-3

zawierających

odpowiednio 0,08 i 0,73% C, z zamiarem ustalenia mechanizmów strukturalnych,

decydujących

o

zwiększeniu

zapasu energii

odkształcenia

plastycznego na zimno tych stali

(rozdział

3.1), po uprzednim

całkowitym zakończeniu

zmian struktury i przemian fazowych,

towarzyszących

procesom przetwórstwa poprzez

odkształcenie

plastyczne na

gorąco

lub na zimno oraz obróbki cieplnej, opisanych w pracach [38-43]. Studia literaturowe

(rozdział

2.)

wskazują także, że możliwe

jest wykorzystanie energii

odkształcenia

plastycznego

materiałów inżynierskich

do

przeciwdziałania

ich uszkodzeniu, jeszcze zanim

nastąpi

proces ich dekohezji [36,37], co

stało się podstawą badań

[38,39]

dotyczących określenia skłonności

stali

zawierających

nie nmiej

niż

25% Mn o strukturze austenitycznej z dodatkami Al i Si, do

przeciwdziałania pękaniu

m.in. przez

aktywizację bliźniakowania

mechanicznego w trakcie

odkształcenia

plastycznego na zimno. Dodawanie do tych stali mikrododatków Ti, Nb i B [38,39,44-46] stwarza

możliwość

dodatkowego umocnienia stali przez zastosowanie obróbki cieplno-mechanicznej w procesie wytwarzania w wyniku rozdro-bnienia struktury austenitu. Postawiono zatem

tezę, że

synergiczne

oddziaływanie

manganu i

węgla

o odpowiednio dobranych wzajenmych proporcjach, dodatków aluminium i krzemu, mikrododatków niobu i tytanu oraz warunków

odkształcenia

plastycznego na

gorąco,

zapewnia odpowiednio wysokie

własności wytrzymałościowe

i znaczne

wydłużenie

badanych stali przez rozdrobnienie struktury austenitu oraz

intensyfikację bliźniakowania

mechanicznego w auste-nicie,

stanowiącego

efekt TWIP (j. ang.: TWinning Induced Plasticity), a przez to

zwiększenie

zapasu energii

odkształcenia

plastycznego stali na zimno

(rozdział

3.2). Synergiczne

oddziały­

wanie wymienionych czynników i efektów strukturalnych w odniesieniu do wymienionych stali

równocześnie wypełnia

wymogi dwóch dyrektyw europejskich - jednej

dotyczącej

produkcji stali na

żądanie,

zgodnie z wynikami foresightu technologicznego Europy uzy-skanymi w projektach FutMan [8] oraz Man Vis [9], poprzez dostarczenie wytwórcom samochodów

materiałów inżynierskich

w

największym

stopniu

pochłaniających energię

podczas dynamicznego

odkształcenia

plastycznego na zimno, np. w trakcie wypadku drogo-wego, oraz drugiej

dotyczącej

ograniczenia liczby ofiar

śmiertelnych

i

trwałego

uszkodzenia

ciała

i

znaczącego zwiększenia bezpieczeństwa

biernego

pasażerów

i kierowców samochodów,

przez ograniczenie udziału energii zużywanej bezpośrednio na procesy pękania [18,19]. Do czynników wpływających na ciągliwość pękania należą: temperatura, szybkość odkształcenia, zależność między wytrzymałością i ciągliwością materiału, i z tego względu te aspekty

uwzględniono w programie badań, przyjętym w niniejszej pracy. Odpowiedni dobór składu

chemicznego stali oraz procesu technologicznego, zapewnia uzyskanie struktury i zestawu

własności wytrzymałościowych i plastycznych stali, ilustrowane przez wskaźniki równe iloczynowi wytrzymałości na rozciąganie i maksymalnego wydłużenia (pole pod krzywą

-całka zmian naprężenia w funkcji odkształcenia jest miarą ciągliwości pękania), a relatywnie

duży zapas plastyczności, zapewnia pochłanianie energii i przeciwdziała przedwczesnemu

złomowi uszkadzanych elementów samochodu. Wywołanie w wysokomanganowych stalach austenitycznych mechanizmów intensywnego bliźniakowania mechanicznego, zapewniających zwiększenie zapasu energii niemające precedensu w innych stalach, umożliwia kształtowanie

technologiczne elementów o skomplikowanym kształcie lub umożliwia rozładowanie energii podczas odkształcenia plastycznego z dużymi szybkościami, m.in. podczas wypadku drogo-wego [89-91]. Współczesne wymagania dotyczące jakości pojazdów samochodowych i innych

środków transportu, odnoszą się bowiem głównie do wdrażania programów poprawy

bezpie-czeństwa biernego uczestników ruchu drogowego, możliwie niskiej masy samochodów i

wyni-kającego z tego ograniczenia zużycia paliwa i zwi~anej z

tym

emisji spalin do atmosfery, a także komfortu, estetyki i wielu innych aspektów. Według obecnie prezentowanych poglą­

dów [10,36-38], uważa się że nowe stale o strukturze austenitycznej Al, zawierające Mn w stężeniu przekraczającym 25% oraz Si i Al mogą zapewnić znaczący postęp, zwłaszcza

w zastosowaniach motoryzacyjnych [89, 92-107], ponieważ praktycznie wyczerpano już możli­

wości jednoczesnego zwiększenia wytrzymałości i plastyczności dotyczące stali o strukturze sieciowej A2 - ferrytycznych i martenzytycznych (typu HSLA -

High Strength Law Allay steels,

typu BH -

Bake Hardening steels,

typu IF -

Interstitial Free,

typu IS -

Isatrapic Steels,

wielofazowe typu DP -

Dual Phase,

typu TRIP -

TRansfarmatian Induce Plasticity steels,

typu CP -

Camplex Phase,

typu PM -

Partially Martensitic steels

oraz typu MS -

Martensitic Steels)

[10,51,76-83]. Stale zawierające 22-35% Mn wykazują w pełni stabilną strukturę

austenitu, a przy stężeniu większym od 25% Mn plastyczność indukowaną przez bliźnia­

kowanie mechaniczne podczas odkształcenia plastycznego na zimno, określaną jako efekt TWIP (j. ang.:

TWinnig Induced Plasticity).

Dalsze zwiększenie stężenia Mn nie wpływa już

na

zmianę własności

plastycznych stali [151], natomiast korzystnie

oddziałują równocześnie

dodane do 3% Al i 3% Si [97].

Zespół

zjawisk strukturalnych

zachodzących

w tych stalach podczas procesów technologicznych

odkształcenia

plastycznego na

gorąco

i w warunkach

symulujących

wypadki drogowe z

odkształceniem

plastycznym na zimno, decyduje o

przy-datności

tych stali do zastosowania w

przemyśle

motoryzacY.inym. Wymienione

przesłanki

literaturowe

stanowiły podstawę

wyboru stali X8MnSiAlNbTi25-1-3 i X73MnSiAlNbTi25-1-3 do

badań

w niniejszej pracy

(rozdział

4.1). Badane stale

mogą być

zastosowane na blachy i elementy konstrukcY.ine samochodów,

stanowiące

odpowiednio wzmocnienia i strefy kon-trolowanego

odkształcenia

plastycznego poszycia samochodu (karoserii),

zachowujące się

w kontrolowany i z góry zaprogramowany sposób, w trakcie dynamicznego

odkształcenia

plastycznego na zimno,

występującego

m.in. podczas wypadku samochodowego oraz wzmo-cnienia drzwi bocznych

umożliwiające pochłanianie

jak

największej

energii podczas bocznego zderzenia samochodu [34], co dotyczy

również

kabin samochodów

ciężarowych

[32]. Dlatego

też

w ramach niniejszej pracy wykonano próby dynamicznego

rozciągania

badanych stali z

szybkością odkształcenia

do 1000

^S·l,

co symuluje warunki

odkształcenia

plastycznego podczas wypadku samochodowego.

PrzY.ięty

program badawczy

przewidywał

badania wykonane na stalach

doświadczalnych

X8MnSiAlNbTi25-1-3 i X73MnSiAlNbTi25-1-3 poddanych

odkształceniu

plastycznemu w warunkach

przemysłowych

na Linii do

Półprzemysłowej

Symulacji walcowania oraz z

uży­

ciem Symulatora Metalurgicznego Gleeble 3800

(rozdział

4.). Wykonano badania metalo-graficzne metodami mikroskopii

świetlnej

i elektronowej skaningowej, w transmisY.inym i wysokorozdzielczym mikroskopie elektronowym,

rentgenowską analizę fazową

oraz badania

wytrzymałościowe

statyczne i próby udarowego

rozciągania

nowo opracowanych stali.

Cel pracy

został osiągnięty.

Wykazano,

że

w trakcie dynamicznego

rozciągania

z

szyb-kością

odpowiednio 250, 500 i 1000

S·l

zapas

plastyczności,

rozumiany jako energia równa

całce

pod

krzywą

zmian

naprężenia

w funkcji

odkształcenia,

w

zależności

od

szybkości

odkształcenia

wynosi odpowiednio 485, 424 i 431 MJ/m

³

w przypadku stali o nmiejszym

stężeniu węgla

X8MnSiAlNbTi25-1-3, natomiast odpowiednio 545, 528 i 574 MJ/m

³ (rys.

5.49 i 5.50) w przypadku stali X73MnSiAlNbTi25-1-3,

zawierającej więcej węgla.

Dla porównania, zapas

plastyczności

przy statycznym

obciążaniu

wynosi odpowiednio dla

każdej

ze stali 239 i 273 MJ/m

³ (rys.

5.46 i 5.47), co stanowi nie

więcej niż

50% odpowiednich

wartości

charakterystycznych dla

rozciągania

dynamicznego.

Wartościom

tym odpowiada

wytrzymałość doraźna

na

rozciąganie

odpowiednio 559, 709, 790, 909 MPa oraz 688, 846, 898 i 1098 MPa dla stali X8MnSiAlNbTi25-l-3 i X73MnSiAlNbTi25-l-3 i

szybkości

od-kształcenia

0,oI, 250, 500 i 1000

S·I,

a

także wydłużenie

44, 56, 43, 48% oraz 42, 50, 36 i 38%.

Zwiększenie szybkości odkształcenia,

analogicznie jak

zwiększenie stężenia węgla

w stali od 0,08 do 0,73% sprzY.ia zatem umocnieniu stali i równoczesnemu

obniżeniu wydłużenia

(rys. 5.49).

Ustalono,

że podstawową przyczyną

wzrostu zapasu energii

odkształcenia

plastycznego na zimno w warunkach statycznych, a

zwłaszcza

dynamicznych jest uaktywnianie

się bliźniakowania

mechanicznego w

przecinających się

ze

sobą

systemach (rys. 5.23-5.39), potwierdzone w strukturze cienkich folii w transmisY.inym (rys. 5.28, 5.32-5.35, 5.37) i wysokorozdzielczym mikroskopie elektronowym (rys. 5.36) oraz

metodą

analizy EBSD (rys. 5.27 i 5.38).

Przełomy

próbek zerwanych w tych warunkach

mają

charakter

ciągliwy,

co

potwierdzają

wyniki

badań

fraktograficznych w skaningowym mikroskopie elektronowym (rys. 5.39). W przypadku obydwu stali nawet niewielkie

wydłużenie

5 lub 10% powoduje uaktywnienie

bliźniakowania, obecność

wzajemnie

przecinających się

pasm

poślizgu

oraz

bliźniaków odkształcenia

w ziamach austenitu i

bliźniakach wyżarzania

(rys. 5.23, 5.28, 5.29 i 5.30),

zagęszczających się

wraz ze

zwiększeniem wydłużenia

do 20-30% i do zerwania (rys. 5.29 i 5.31), jak

również

w wyniku dynamicznego

rozciągania

(rys. 5.32-5.34, 5.38 i 5.39). W strukturze zerwanych próbek

występują

ziama

wydłużone

w kierunku walcowania o

dużej gęstości

dyslokacji z licznymi

bliźniakami,

zlokalizowanymi

głównie

w silnie

odkształconych

ziamach, o

przecinających się różnych

systemach

poślizgu

(rys. 5.33, 5.35-5.39). Potwierdzono w ten sposób podstawowy mechanizm TWlP G. ang.: TWinning Induced Plasticity),

zwią;!:any

z

odkształceniem

plastycznym na zimno poprzez uaktywnianie

się bliźniakowania

mechanicznego w

przecinających się

ze

sobą

systemach i wzajemne przecinanie

się

pasm

poślizgu

oraz

bliźniaków odkształcenia

w ziarnach austenitu i

bliźniakach wyżarzania

(rys. 6.1), którego schemat opracowano przez

analogię

do schematu zmian strukturalnych w stopie 50,8 at. % NiTi typu Nitinol, podanego w pracy [88].

Można uznać, że

jest to podstawowe

osiągnięcie

poznawcze zawarte w niniejszej pracy, warte jednak dalszej analizy i

badań, również

na innych gatunkach stali o strukturze austenitycznej,

zawierających

ponad 25% Mn.

Bliźniaki

Bliźniakowanie

indukowane

naprężeniem

Rysunek

6.1.

Schemat zmian struktury w związku z efektem TWIP (j. ang.: TWinning Induced Plasticity), polegającym na intensywnym bliźniakowaniu mechanicznym

w austenicie podczas odkształcenia plastycznego

Wymienione

własności

obydwu badanych stali

wskazują

na

możliwość

i

celowość

ich zastosowania na elementy poszycia (karoserii) samochodów i inne elementy konstrukcyjne samochodów, które intensywnie

odkształcają się

w warunkach dynamicznych

obciążeń zewnętrznych,

co ma

również

miejsce podczas wypadku drogowego.

Możliwe

jest zatem wykorzystanie energii

odkształcenia

plastycznego badanych stali w tych warunkach do

prze-ciwdziałania

zerwaniu, dopóki trwa ich

odkształcenie

plastyczne. Weryfikuje to pozytywnie

założenia

koncepcji zapobiegania

pękaniu

elementów konstrukcyjnych i nadwozia samochodu w czasie wypadku lub kolizji drogowej, poprzez

pochłanianie

sporego zapasu energii wówczas wyzwalanej, na

wywołanie

zmian strukturalnych i przemian fazowych,

przebiegających

w warunkach dynamicznego

odkształcenia

plastycznego krytycznych elementów samochodu wykonanych z tych stali, zawarte w pracach [36-39]. Relatywnie

duży

zapas

plastyczności,

zapewnia

pochłanianie

energii i

przeciwdziała

przedwczesnemu

złomowi

uszkadzanych elementów samochodu. Mechanizmy intensywnego

bliźniakowania

mechanicznego,

zapew-niają zwiększenie

zapasu energii

odkształcenia

plastycznego o co najmniej 50% w stosunku do innych stali,

zwłaszcza

o strukturze sieciowej A2 (rys. 2.22).

Znaczący wpływ

na

własności

badanych stali poddanych

rozciąganiu

na zimno, wywiera

wariant zastosowanej obróbki cieplno-mechanicznej podczas ksztahowania

technologicz-nego stali, które po walcowaniu na

gorąco

na Linii do

Półprzemysłowej

Symulacji

walco-wania poddano

chłodzeniu

w wodzie (A),

chłodzeniu

w powietrzu (B) lub wygrzewaniu

izotermicznemu w temperaturze

końca odkształcenia

plastycznego przez 30 s i

chłodzeniu

w wodzie (C). W przypadku obydwu stali

najwyższe wartości

zapasu energii

zużywanej

na

odkształcenie

plastyczne na zimno w warunkach statycznych odpowiednio 239 i 273 MJ/m

³

dla stali X8MnSiAlNbTi25-1-3 i X73MnSiAlNbTi25-1-3 zapewnia wariant

chłodzenia

w wodzie (A), porównywalny z wariantem

chłodzenia

izotermicznego (C), odpowiednio 235 i 301 MJ/m

³

(tabl. 5.2, rys. 5.47).

Chłodzenie

w powietrzu (B) zapewnia

najniższe wartości

zapasu energii

zużywanej

na

odkształcenie

plastyczne na zimno, odpowiednio 189 i 253 MJ/m

³,

co ma

związek

z maksymalnym

obniżeniem wydłużenia Ą

np. w przypadku stali X8MnSiAlNbTi25-1-3 od 44,5% po

chłodzeniu

w wodzie (A) do 24,5% oraz

podwyższeniem

odpowiednio

wytrzymałości

na

rozciąganie

Rm i umownej granicy

plastyczności

RpO,2 od 559 do 587 MPa oraz odpowiednio od 475 do 513 MPa (tabl. 5.2, rys. 5.47). W przypadku stali X73MnSiAlNbTi25-1-3

wartości własności wytrzymałościowych są wyższe już

po

chłodzeniu

w wodzie (A), odpowiednio

wytrzymałości

na

rozciąganie

Rm do 688 MPa i umownej granicy

plastyczności R_pO,2

do 597 MPa, przy stosunkowo nieznacznym

obniżeniu wydłużenia A

do 42,6%, co w efekcie

wpływa

jednak na

podwyższenie wartości

zapasu energii

zużywanej

na statyczne

odkształcenie

plastyczne na zimno, odpowiednio do 273 MJ/m

³

(tabl. 5.2, rys. 5.47).

Opisane zmiany

własności

badanych stali poddanych

różnym

wariantom obróbki cieplno-mechanicznej,

mają ścisły związek

ze zmianami w strukturze stali

wywołanymi wykonaną obróbką.

Po

chłodzeniu

w wodzie badanych stali z temperatury

końca

walcowania na

gorąco

ze stopniem

odkształcenia

plastycznego E=0,2 (A),

strukturę stanowią wydłużone

w kierunku walcowania ziarna austenitu zdrowionego dynamicznie,

zawierające bliźniaki wyżarzania

(rys. 5.16), natomiast po

chłodzeniu

naturalnym w powietrzu (B),

udział

w strukturze stali drobnych ziam austenitu, przede wszystkim zrekrystalizowanych statycznie lub metadyna-micznie,

zwiększa się

do 9% (X8MnSiAINbTi25-1-3) i do 13% (X73MnSiAlNbTi25-1-3), a po wygrzewaniu izotermicznym (C) odpowiednio do 17% (X8MnSiAlNbTi25-1-3) i do 21 % (X73MnSiAlNbTi25-1-3) (rys. 5. 17).

Stan równowagi

pomiędzy

umocnieniem zgniotowym a dynamicznymi procesami usuwania skutków zgniotu, tj. zdrowieniem dynamicznym lub

rekrystalizacją dynamiczną

potwierdzony w próbach symulacji

odkształcenia

plastycznego na

gorąco

przy

użyciu

Symulatora Metalurgicznego Gleeble powoduje,

że

w

każdej

temperaturze badania i dla

wszystkich badanych

szybkości odkształcenia

maksymalne

naprężenie uplastyczniające

stali

X8MnSiAlNbTi25-1-3 praktycznie nie zmienia

się,

przy czym rekrystalizacja dynamiczna

występuje

w

większym

stopniu w stali X73MnSiAlNbTi25-1-3, najsilniej przy

szybkości

odkształcenia

10

S·l

i intensyfikuje

się

ze wzrostem temperatury (tab1.5.1 i rys. 5.1). Zakres

naprężeń uplastyczniających

wynosi 136-357 MPa dla stali X8MnSiAlNbTi25-1-3 i jest

wyższy

w przypadku stali X73MnSiAlNbTi25-1-3 i wynosi 130-458 MPa.

Zwiększenie szybkości odkształcenia

plastycznego powoduje wzrost

naprężenia uplastyczniającego,

przeciwnie

niż

temperatura, której wzrost powoduje

przesunięcie

maksymalnego

naprężenia uplastyczniającego

do nmiejszych

wartości odkształcenia

(rys. 5.1-5.6). W ramach

ośmio­

etapowej symulowanej obróbki cieplno-mechanicznej

występuje

rekrystalizacja dynamiczna oraz rekrystalizacja metadynamiczna w przerwach

pomiędzy

poszczególnymi

odkształceniami

(rys. 5.7).

Głównym

procesem

usuwającym

skutki umocnienia

odkształceniowego

jest rekrystalizacja dynamiczna,

zachodząca

w pierwszym i drugim etapie

odkształcenia

plastycznego na

gorąco,

oraz rekrystalizacja statyczna i metadynamiczna

zachodząca

w przerwach

między

kolejnymi

odkształceniami. Średnia wielkość

ziarn badanych stali obrobionej cieplno-mechanicznie i

chłodzonej

w wodzie (A) wynosi 12,5 !ll1l dla stali X8MnSiAlNbTi25-1-3 oraz 11,1!ll1l dla stali X73MnSiAlNbTi25-1-3 (rys. 5.16 i 5.19) i nie ulega istotnym zmianom po

chłodzeniu

w powietrzu (B) (odpowiednio 11,3 !ll1l i 13,1 !ll1l) (rys. 5.17 i 5.19). Wygrzewanie izotermiczne (C) powoduje rozdrohnienie struktury do

średniej wielkości

ziarn 5,8!ll1l i 7,7 !ll1l w wyniku rekrystalizacji statycznej lub metadynamicznej (rys.

5.18 i 5.19). Maksymalna

wartość naprężenia

w I etapie

odkształcenia

jest

zbliżona

do siebie

niezależnie

od gatunku stali i wynosi 210 i 225 MPa, a w ostatnim odpowiednio 425 i 475 MPa dla stali X8MnSiAlNbTi25-1-3 i X73MnSiAlNbTi25-1-3.

Obniżenie wartości odkształceń

w kolejnych etapach procesu obróbki cieplno-mechanicznej oraz

ohniżenie

temperatury

odkształcenia

powoduje,

iż

jedynym procesem

usuwającym

skutki umocnienia zgniotowego jest rekrystalizacja metadynamiczna lub statyczna

zachodząca

w przerwach

pomiędzy

poszczególnymi

odkształceniami

(rys. 5.7 i 5.8). Analogiczne wyniki uzyskano w wyniku czteroetapowej symulowanej obróbki cieplno-mechanicznej (rys. 5.9 i 5.10),

chociaż średnia wielkość

ziarn jest wówczas

większa niż

w przypadku obróbki

ośmioetapowej

i po

chłodzeniu

w wodzie (A) wynosi 30 i 35!ll1l odpowiednio dla badanych stali X8MnSiAlNbTi25-1-3

i X73MnSiAINbTi25-1-3 (rys. 5.20).

Chłodzenie

w powietrzu (B) sprzyja rekrystalizacji

metadynamicznej i wzrostowi

średniej wielkości

ziarna do

wartości

odpowiednio 39,5 i 47 !ll1l

w

zależności

od gatunku stali (rys. 5.21). Wygrzewanie izotermiczne (C) powoduje znaczne rozdrobnienie struktury odpowiednio do 15,0 i 19,5 J.IDl,

gdyż

rekrystalizacja statyczna i meta-dynamiczna

są głównymi

procesami

usuwającymi

skutki umocnienia

odkształceni

owego (rys. 5.22).

Niewątpliwie skład

chemiczny stali i

związany

z tym

skład

fazowy decyduje o przebiegu zmian strukturalnych opisanych poprzednio, a

zachodzących

w badanych stalach podczas obróbki plastycznej i cieplno-mechanicznej oraz podczas prób

symulujących

warunki statyczne i dynamiczne eksploatacji wytworzonych z nich produktów, w tym elementów samochodów.

Rentgenowska analiza fazowa potwierdza,

że strukturę

stali stanowi austenit,

niezależnie

od wymienionych procesów (rys. 5.11), co

potwierdzają

badania metalograficzne z obserwacjami struktury jednorodnego austenitu z licznymi

bliźniakami

(rys. 5.14), a analizy teoretyczne

wskazują, że

energia EBU stali o tak dobranym

składzie

chemicznym zapewnia

tendencję

do rozwoju efektu TWIP (j. ang.: TWinnig Induced Plasticity)

(rozdział

2.3). W przypadku obróbki cieplno-mechanicznej w warunkach

półprzemysłowych,

jak

również

w wyniku symu-lacji procesu

odkształcenia

plastycznego na

gorąco

z wykorzystaniem symulatora oraz

nie-zależnie

od wariantu

chłodzenia

(A, B, C), nie zmienia

się

wynik badania

składu

fazowego obydwu stali

możliwy

do stwierdzenia na podstawie rentgenowskich

badań

dyfrakcyjnych (rys. 5.12 i 5.13). Badane stale

charakteryzują się wysoką czystością metalurgiczną

oraz

wy-stępują

w nich

również

dyspersyjne wydzielenia

węglików

(rys. 5.16 i 5.17),

głównie

w stali X73MnSiAlNbTi25-l-3 o

wyższym stężeniu węgla, niewątpliwie mające wpływ

na rozdro-bnienie ziam austenitu po

różnych

etapach procesu technologicznego.

Przedstawione analizy, informacje i wyniki

badań dotyczące

nowo opracowanych autorsko stali X8MnSiAlNbTi25-1-3 i X73MnSiAlNbTi25-l-3

wskazują, że

odpowiednio dobrany

skład

chemiczny o wysokim

stężeniu

manganu i

węgla

w odpowiednich wzajemnych pro-porcjach z dodatkami aluminium i krzemu oraz mikrododatkami niobu i tytanu, odpowiednio opracowane warunki

odkształcenia

plastycznego na

gorąco

i obróbki cieplno-mechanicznej,

oddziaływają

synergicznie

zapewniając zwiększenie

zapasu energii

odkształcenia

plastycznego stali na zimno, ich wysokie

własności wytrzymałościowe

i znaczne

wydłużenie,

w wyniku rozdrobnienia struktury austenitu oraz intensyfikacji

bliźniakowania

mechanicznego w auste-nicie w efekcie TWIP (j. ang.: TWinning Induced Plasticity). Udowodniono w ten sposób

postawioną tezę

niniejszej rozprawy.

7. Wnioski

Na podstawie otrzymanych wyników

badań

oraz wykonanych analiz

sformułowano następujące

wnioski

końcowe:

1.

Udowodniono

postawioną tezę

pracy,

wykazując, że

synergiczne

oddziaływanie

man-ganu i

węgla

o odpowiednio dobranych wzajemnych proporcjach,

bezpośrednio decydujących

o przemianach fazowych

zachodzących

podczas

odkształcenia

plastycznego, dodatków alumi-nium i krzemu,

wpływających

na umocnienie roztworowe, mikrododatków niobu i tytanu oraz warunków

odkształcenia

plastycznego na

gorąco, włącznie

z

możliwością

zastosowania obróbki cieplno-mechanicznej, zapewnia odpowiednio wysokie

własności wytrzymałościowe

i znaczne

wydłużenie

stali typu MnSiAlNbTi25-1-3 o

zróżnicowanym stężeniu

0,08 i 0,73%

węgla,

przez rozdrobnienie struktury austenitu oraz

intensyfikację bliźniakowania

mechani-cznego w austenicie,

stanowiącego

efekt TWIP G. ^ang.: TWinning Induced Plasticity), a przez to

zwiększenie

zapasu energii

odkształcenia

plastycznego stali na zimno.

2.

Osiągnięto

cel niniejszej pracy poprzez ustalenie i opis mechanizmów strukturalnych,

decydujących

o

zwiększeniu

zapasu energii

odkształcenia

plastycznego na zinmo badanych stali X8MnSiAlNbTi25-1-3 i X73MnSiAINbTi25-1-3,

zawierających

ok. 25% Mn, ok. 1% Si, ok. 3% Al i mikrododatki Nb i Ti, o

zróżnicowanym stężeniu

odpowiednio 0,08 i 0,73% C, co daje podstawy do zastosowania ich w

przemyśle

samochodowym na blachy i elementy konstrukcY.ine samochodów,

stanowiące

odpowiednio wzmocnienia i strefy kontrolowanego

odkształcenia

plastycznego,

zachowujące się

w kontrolowany i z góry zaprogramowany sposób, w trakcie dynamicznego

odkształcenia

plastycznego na zimno,

występującego

m.in.

podczas wypadku samochodowego.

3. Zweryfikowano pozytywnie

założenia

koncepcji zapobiegania

pękaniu

elementów konstrukcY.inych i nadwozia samochodu w czasie wypadku lub kolizji drogowej, poprzez

pochłanianie

sporego zapasu energii wówczas wyzwalanej, na

wywołanie

zmian strukturalnych i przemian fazowych,

przebiegających

w warunkach dynamicznego

odkształcenia

plastycznego krytycznych elementów konstrukcY.inych i nadwozia samochodu wykonanych z tych stali,

gdyż

relatywnie

duży

zapas

plastyczności,

daje

możliwości pochłaniania

energii i

przeciw-działania

przedwczesnemu

złomowi

uszkadzanych elementów samochodu, ze

względu

na

intensywne

bliżniakowanie

mechaniczne w

przecinających się

systemach,

zapewniające

zwiększenie

zapasu energii

zwłaszcza

w warunkach dynamicznego

odkształcenia

plastycznego stali na zimno.

4. Ustalono,

że podstawową przyczyną

wzrostu zapasu energii

odkształcenia

plastycznego na zimno w warunkach dynamicznych jest uaktywnianie

się bliźniakowania

mechanicznego w

przecinających się

ze

sobą

systemach, nawet przy niewielkim

wydłużeniu

5 lub 10%, i

obecność

wzajenmie

przecinających się

pasm

poślizgu

oraz

bliźniaków odkształcenia

w ziarnach austenitu i

bliźniakach wyżarzania, zagęszczających się

wraz ze

zwiększeniem wydłużenia

do 20-30% i do zerwania,

potwierdzając

podstawowy mechanizm TWIP

(j.

ang.:

TWinning Induced Plasticity).

5. W trakcie dynamicznego

rozciągania

z

szybkością

odpowiednio 250, 500 i 1000

^S·l

zapas

plastyczności

badanych stali rozumiany jako energia równa

całce

pod

krzywą

zmian

naprężenia

w funkcji

odkształcenia,

w

zależności

od

szybkości odkształcenia

wynosi odpowiednio 485, 424 i 431 MI/m

³

w przypadku stali X8MnSiAlNbTi25-1-3 i odpowiednio 545, 528 i 574 MI/m

³

w przypadku stali X73MnSiAlNbTi25-1-3 oraz przy statycznym

obciążaniu

239 i 273 MJ/m

³

odpowiednio dla

każdej

ze stali, a

zwiększenie szybkości

odkształcenia

plastycznego na zimno lub

obniżenie

temperatury badania do -70°C powoduje wzrost

średniej wartości

zapasu

plastyczności

do

około

530 MI/m

³•

6.

Sterując

warunkami obróbki plastycznej na

gorąco

badanych stali X8MnSiAlNbTi25-1-3 i X73MnSiAlNbTi25-1-3

można wytworzyć strukturę

austenitu zdrowionego dynamicznie, zrekrystalizowanego dynamicznie lub

częściowo

zrekrystalizowanego statycznie i/lub metadynamicznie, a zastosowanie obróbki cieplno-mechanicznej,

polegającej

na

odkształceniu

plastycznym na

gorąco

i regulowanym

chłodzeniu,

stwarza

możliwość

znacznego rozdro-bnienia struktury nowo opracowanych stali,

zwłaszcza

w przypadku

wyższego stężenia węgla, uczestniczącego

w procesach wydzielania dyspersyjnych

węglików

utworzonych z mikro-dodatkami i zapewnienie oczekiwanych

własności wytrzymałościowych powyżej

500 MPa i

wydłużenia większego

od 45% oraz zapasu

plastyczności powyżej

500 i do 300 MJ/m

³

w wyniku odpowiednio dynamicznego i statycznego

odkształcenia

plastycznego na zimno,

wyższym

o 10-20% w wyniku zastosowania takiej obróbki,

niż

w przypadku powszechnie

stosowanej dla stali tego typu

zwykłej

obróbki cieplnej,

polegającej

na ponownym nagrzaniu

stali do temperatury przesycania i

następnym chłodzeniu

w wodzie, w

zupełnym

oderwaniu od

zastosowanej obróbki plastycznej.

Literatura

I. European Commission, Communication from the Commission EUROPE 2020, A strategy for smart, sustainable and inc1usive growth, Brussels, 3.3.2010, http://ec.europa.eu/europe2020/priorities/

I. European Commission, Communication from the Commission EUROPE 2020, A strategy for smart, sustainable and inc1usive growth, Brussels, 3.3.2010, http://ec.europa.eu/europe2020/priorities/

W dokumencie Struktura i własności stali wysokomanganowych MnSiAlNbTi25-1-3 o zwiększonym zapasie energii odkształcenia plastycznego na zimno; Structure and properties of high manganese MnSiAlNbTi-25-1-3 steels increased store of cold plastic deformation energy - Digi (Stron 124-142)